WO2017111547A1 - 방향성 전기강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

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WO2017111547A1
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고현석
서진욱
이상우
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Definitions

  • It relates to a grain-oriented electrical steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • a grain-oriented electrical steel sheet is a soft magnetic material having excellent magnetic properties in the rolling direction composed of grains having a Goss orientation, which has a crystal orientation of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001>.
  • oriented electrical steel sheets are usually rolled to a final thickness of 0.15 to 0.35 mm through hot rolling, hot rolled sheet annealing, hot rolled slab, and then subjected to high temperature annealing for primary recrystallization annealing and secondary recrystallization. do.
  • high temperature annealing rate is slower, it is known that the degree of integration of the Goss orientation which is secondary recrystallized is high, so that the magnetic properties are excellent.
  • annealing of the grain-oriented electrical steel sheet is a temperature increase rate of less than 15 ° C per hour, it takes not only 2-3 days at elevated temperature, but also requires more than 40 hours of pure annealing, which can be referred to as a high energy consumption process.
  • the current final high temperature annealing process is subjected to batch annealing in a coil state, the following difficulties occur in the process.
  • the temperature difference between the outer and inner coil portions of the coil due to the heat treatment in the coil state is not applicable to the same heat treatment pattern in each portion, and the magnetic deviation of the outer and inner coil portions occurs.
  • the various surface defects occur in the process of coating MgO on the surface after decarburization annealing and forming the base coat ing during high temperature annealing, the error rate is reduced.
  • a grain-oriented electrical steel sheet and its manufacture In one embodiment of the present invention, a grain-oriented electrical steel sheet and its manufacture. To provide a way ⁇ [Measures of problem]
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is a weight% ' , including Si: 1.0 to 4.0%, C: 0.002% or less (excluding 0%), and Bi: 0.001 to 0.01%,
  • the part contains Fe and other unavoidable impurities.
  • Mn less than 0.05 weight 3 ⁇ 4> except 0 weight%), A1 less than 0.01 weight% (excluding 0 weight%), S less than 0.001 weight% (excluding 0 weight%) and N 0.001 weight Less than% (excluding 0% by weight) is more fun to include.
  • P up to 0.01 wt% (excluding 0 wt%), Mo up to 0.05 wt% (excluding 0 wt%), Sn up to 0.01 wt% (excluding 0 wt%) and Sb It may further comprise up to 0.05% by weight (except 0 weight 3 ⁇ 4 »):
  • the volume ratio of the grains having a grain diameter of 20 to 500 may be 80% or more.
  • the volume fraction of the Goth grains parallel to the plate surface of the steel sheet with an error range of 15 ° or less may be 80% or more.
  • the balance being heated to a slab containing Fe and other unavoidable impurities; Hot rolling the slab to produce a hot rolled plate; Hot-rolled sheet hot-rolled sheet annealing; Performing a cold rolling on the hot rolled sheet after completing the annealing of the hot rolled sheet; Decarburizing annealing the cold rolled sheet; And final annealing of the electrical steel sheet after the decarburization annealing is completed.
  • the average grain size of the hot-rolled sheet surface layer portion may be 150 to 250.
  • the slabs may further comprise 0.001 to 0.01 wt% Bi.
  • the slab has a Mn of 0.05 weight 3 ⁇ 4> or less (except 0 weight 3 ⁇ 4>), A1 0.01 weight% or less (excluding 0 weight%), S of 0.001 weight% or less (excluding 0 weight%) and N of
  • P up to 0.01 wt% (excluding 0 weight 3 ⁇ 4 »), Mo up to 0.05 wt% (excluding 0 wt%), Sn up to 0.01 wt 3 ⁇ 4 (excluding 0 wt%) and Sb may further comprise 0.05 wt% or less (excluding 0 wt%).
  • the slab In the step of heating the slab, it may be heated to 1100 to 135CTC. In the step of annealing the hot rolled sheet may include a decarburization process.
  • Hot-rolled sheet annealing step is an annealing step of hot-rolled sheet annealing at a temperature of 850 ° C to 1000 ° C and a dew point temperature of 50 ° C to 70 ° C and a temperature of 1000 ° C to 1200 ° C and 0 ° C or less
  • the dew point of may comprise a second step of annealing hot rolled sheet.
  • the first step of hot rolling annealing may be performed for 10 to 300 seconds, and the second step of hot rolling annealing may be performed for 10 to 180 seconds.
  • From the step of manufacturing the lead plate to the final annealing step may be performed continuously.
  • the step of preparing the copper plate and the step of decarburizing annealing may be repeated two or more times.
  • the decarburization annealing may be annealed at a temperature of 850 ° C. to 100 CTC and a stylus point temperature of 50 ° C. to 70 ° C.
  • the final annealing step is a final annealing step of performing annealing at 850 ° C. to 1000 ° C. and a dew point temperature of 7 ° C. or lower, and iooo ° c to i2 (final annealing at an atmosphere of temperature of xrc and 3 ⁇ 4 50 volume 3 ⁇ 4 or more.
  • a second step may be included.
  • the final annealing first step may be carried out for 10 to 180 seconds, and the final annealing second step may be carried out for 10 to 600 seconds.
  • Example 1 is a result of analyzing the grain distribution after the hot rolled sheet annealing the hot rolled sheet containing Bi 500ppm in Example 2.
  • Example 2 is a result of analyzing the grain distribution after hot-rolled sheet annealing the hot rolled sheet containing no Bi in Example 2.
  • first, second and crab 3 are used to describe various parts, components, regions, layers and / or sections, but are not limited to these. These terms are only used to distinguish one part, component, region, layer or section from another part, component, region, layer or section. Accordingly, the first part, component, region, layer or section described below may be referred to as crab 2 component, region, layer or section without departing from the scope of the present invention.
  • the present invention as a grain growth inhibitor, do not use precipitates such as AIN, MnS, etc., and do not use secondary recrystallization.
  • the surface layer grains are effectively grown in the annealing of the hot rolled sheet, thereby increasing the Goss grain fraction and obtaining an excellent magnetic steel sheet.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention by weight%, Si: 1.0 to 4.0%, C: 0.002% or less (excluding 0%) and Bi: 0.001 to 0.1%, the balance Fe and other unavoidable impurities.
  • Si -Silicon
  • the carbon content of C in the slab is 0.01 to 0.4 weight because carbon (C) is required to exit the core of the core to the core to diffuse the Goss grains in the surface layer into the core during hot roll annealing, decarburization annealing and final annealing. Can be%.
  • the carbon content in the grain-oriented electrical steel sheet after the final annealing step is completed decarburization may be less than 0.0020 weight 3 ⁇ 4 Surrey
  • Bismuth (Bi) is a highly volatile segregation element located in the surface layer It is volatilized at the surface to make grains coarse at the surface layer. On the contrary, it is effective to refine grains at the center of the steel.
  • the effect When included in less than 0.001% by weight, the effect may be insignificant. On the contrary, when added in excess of 0.01% by weight, it is preferable to add 0.001 to 0.1% by weight since it causes unevenness of the surface grain size.
  • precipitates such as A1N and MnS are not used as 3 ⁇ 4 grain growth inhibitors, they are essential in general oriented electrical steel sheets such as manganese (Mn), aluminum (A1), nitrogen (N) and sulfur (S).
  • Mn manganese
  • Al aluminum
  • N nitrogen
  • S sulfur
  • the element used as is controlled in the impurity range. That is, inevitably Mn, Al, N, the case further including a S or the like, than the Mn 0.05% by weight, A1 of 0.01% or less, comprise, more S to less than 0.001% by weight to 0.001% by weight or less, and N Can be. More specifically, A1 may be included in an amount of 0.005 wt% or less.
  • P is 0.01 weight 3 ⁇ 4 »or less (except 0 weight%)
  • Mo is 0.05 weight or less (except 0 weight%)
  • Sn is 0.01 weight% or less (excluding 0 weight%)
  • Sb of 0.05 wt% or less (excluding 0 wt 3 ⁇ 4>).
  • Phosphorus (P) is a Goss grain formation-promoting element, and excessive addition can cause cracks and inhibit grain growth. Specifically, P may contain 0.001 to 0.01 wt%.
  • Molybdenum is an element that promotes the formation of Goss grains in hot rolled sheets. It does not interfere with decarburization, but over-addition may result in grain imbalance. Specifically, Mo may contain 0.001 to 0.05% by weight.
  • Tin (Sn) is a Goss grain formation-promoting element, and when excessively added, it may interfere with decarburization due to surface segregation, which may interfere with crystal growth. Specifically, it may include 0.001 to 0.01 wt% Sn.
  • Antimony (Sb) is a Goss grain formation-promoting element, and when excessively added, it may interfere with decarburization due to surface segregation, which may interfere with crystal growth. Specifically, Sb may comprise 0.001 to 0.05 weight 3 ⁇ 4>.
  • components such as Ti, Mg, and Ca react with oxygen in the steel to form oxides. It is necessary to restrain strongly because it may interfere with the movement of magnetic domains and cause magnetic deterioration. Therefore, if inevitably contain a son, each of the ingredients
  • the volume ratio of the grains having a grain diameter of 20 to 500 m may be 80% or more.
  • the volume ratio of the grains having a grain diameter of 20 to 500 is less than 80%, grain growth may not be sufficient and the magnetism may be lowered.
  • the volume fraction of the Goth grains parallel to the plate surface of the steel sheet with an error range of 15 ° or less may be 80% or more. If the volume ratio of the Goth grains is less than 80%, it may not be possible to secure a layered magnetism.
  • Si 1.0 to 4.0% and C: 0.01 to 0.4%, the remainder being heated by a slab containing Fe and other unavoidable impurities; Hot rolling the slab to produce a hot rolled plate; Hot-rolled sheet annealing; Cold rolling the hot-rolled sheet after the hot-rolled sheet annealing is completed to produce a hot rolled sheet; Decarburizing annealing the wire plate; And final annealing of the electrical steel sheet in which decarburization annealing is completed.
  • the slab is heated.
  • composition of the slab has been described in detail with respect to the composition of the electrical steel sheet, overlapping description thereof will be omitted.
  • Slab heating temperature may be higher than the conventional heating temperature of 1100 ° c to 1350 ° C.
  • the hot rolled tissue is coarsened to adversely affect the magnetism.
  • the hot-rolled structure is not coarsened, and is heated by heating at a higher temperature than usual. It is advantageous when rolling.
  • Hot rolling The temperature is not limited, and in one embodiment, the hot rolling may be terminated at 950 ° C or lower.
  • the hot rolled sheet is annealed.
  • the hot rolled sheet annealing may include a decarburization process.
  • decarburization annealing may be performed at a dew point temperature of 50 ° C. to 70 ° C. in an austenite single phase region or a region in which a ferrite and austenite composite phase is present.
  • the temperature range may be 850 ° C to 1000 ° C.
  • the atmosphere may be a mixed gas atmosphere of hydrogen and nitrogen.
  • the decarburization amount during the decarburization annealing may be 0.0300% to 0.0600% by weight.
  • the hot-rolled sheet annealing step to include a decarburization process is a temperature of 85o ° c to loocrc and 5 (rc to 7 (rc to 7 (rc to 1 dew point temperature annealing at the dew point temperature of rc) and 1000 ° C to 1200 ° c
  • a hot rolled sheet annealing step of annealing at a temperature of and a dew point of o ° c. More specifically, a first step of hot rolling annealing for 10 to 300 seconds, and a second step of hot rolling annealing. It may be carried out for 10 to 180 seconds.
  • the grain size on the surface of the hot rolled sheet grows coarsely, but the grain inside the steel sheet remains as a microstructure.
  • the size of the surface ferrite grains may be 150 kPa to 250.
  • the hot rolled plate is hot-rolled to complete the hot-rolled sheet annealing to produce a hot-rolled sheet.
  • it is known that it is effective to perform cold rolling once at a high pressure reduction rate close to 90%. This is because only Goss grains in the primary recrystallized grains create an environment favorable for grain growth.
  • the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is to diffuse the Goss grains in the surface layer portion by internal diffusion of the Goss grains generated by the decarburization annealing and rolling between the goss grain grains without abnormal indentation growth of the Goss grains It is advantageous to form a large number distribution. Therefore, rolling is performed at a rolling reduction of 50% to 70% during rolling. In this case, multiple Goss tissues may be formed at the surface layer. Or 55% to 65%. . '
  • the carbon plate is decarburized and annealed. It can be annealed at a temperature of 850 ° C. to 1000 ° C. and a dew point temperature of 50 ° C. to 70 ° C.
  • a plurality of Goss textures may be formed at the surface layer.
  • the final annealing may be performed continuously after rolling. That is, from the step of manufacturing the lead plate to the final annealing step can be made continuously. Therefore, there is no need to apply the annealing separator.
  • the final annealing step is the first step of final annealing to perform annealing at 850 ° C. to 1000 ° C. and dew point temperature of 70 ° C. or lower and the final to be carried out at a temperature of 1000 ° C. to 1200 ° C. and at a temperature of 3 ⁇ 4 50% by volume or more.
  • Annealing may comprise a second step. More specifically, the final annealing second step may be carried out in an atmosphere of at least 90% by volume.
  • Bi segregation may be used, and no A1N precipitate is used. Therefore, the burden of purified annealing for decomposing and removing AIN and MnS is alleviated.
  • the present invention will be described in more detail with reference to Examples. However, these examples are only for illustrating the present invention, and the present invention is not limited thereto.
  • the slabs made were heated at a temperature of 1250 ° C. and then hot rolled to 1.6 mm thick. After annealing for 120 seconds at an annealing temperature of 870 ° C and a dew point temperature of 60 ° C, the annealing temperature iioo ° c in a hydrogen, nitrogen gas mixture at a dew point temperature of 0 ° C or less and the hot rolled sheet annealing for the time summarized in Table 1 below. After cooling, the product was pickled and cold rolled at a reduction ratio of 60%.
  • the rolled thin plate was annealed again at annealing temperature of 870 ° C and dew point temperature of 60 ° C for 60 seconds, followed by decarburization annealing for 1 XTC and 50 seconds in an atmosphere of hydrogen and nitrogen gas at dew point temperature of 0 ° C. After pickling, it was pickled and rolled at 60% reduction rate.
  • the final annealing was followed by decarburization annealing for 60 seconds in a humidified atmosphere of hydrogen and nitrogen (dew point temperature 60 ° C) at 900 ° C, followed by heat treatment for 3 minutes at 100 volume 3 ⁇ 4> 3 ⁇ 4 atmosphere of 105CTC. .
  • the slab consisting of the balance Fe and unavoidable impurities is heated at a temperature of 1250 ° C and then hot-rolled to a thickness of 1.6mm, followed by annealing After annealing for 120 seconds at a temperature of 870 ° C and a dew point of 60 ° C, hydrogen and nitrogen gas under a dew point of 0 ° C In the atmosphere, annealing temperature noo ° C and hot-rolled sheet annealing for 30 seconds, followed by pickling, pickling was carried out, cold rolling at a reduction ratio of 60%.
  • the cold rolled plate was again deannealed for 60 seconds at annealing temperature of 87 ° C, dew point temperature of 60 ° C, followed by annealing for nocrc and 50 seconds of annealing temperature of hydrogen, nitrogen gas mixture at dew point temperature of 0 ° C. Pickling is done,
  • Roll rolling was performed at a reduction ratio of 60%.
  • decarburization annealing was carried out in a mixed gas atmosphere of 9 (xrc silver, hydrogen and nitrogen wet (dew point silver degree 60 ° C) for 60 seconds, followed by heat treatment for 3 minutes at 100 vol% 3 ⁇ 4 atmosphere of 105 CTC.
  • the Bi content during the hot rolled sheet annealing, the grain size of the surface layer after hot rolled sheet annealing, the goth grain fraction of the final electrical steel sheet and the magnetic properties of the final electrical steel sheet were measured and shown in Table 2 below.
  • Cold rolled plate was re-annealed at 870 ° C and dew point at 60 ° C.
  • annealing was performed at an annealing temperature of 1100 ° C. and 50 seconds in an atmosphere of hydrogen and nitrogen mixed gas at a dew point temperature of 0 ° C., followed by cooling, pickling was carried out, and cold rolling at a reduction ratio of 60 Surrey
  • the decarburization annealing was carried out in a mixed gas atmosphere of hydrogen and nitrogen at a temperature of 900 ° C. (dew point temperature 60 ° C.) for 60 seconds, followed by heat treatment for 3 minutes at 100 vol% 3 ⁇ 4 atmosphere of 105 CTC.
  • the annealing time in the liocrc during the hot-rolled sheet annealing, the grain size of the worm portion after the hot-rolled sheet annealing, the goth grain fraction of the final electrical steel sheet and the magnetic properties of the final electrical steel sheet were measured and shown in Table 3 below.
  • the dew point temperature is 0 ° C or lower, and the annealing time at the annealing temperature iioo ° c increases, so that the grains of the surface layer grow.
  • Si 3.% by weight. 19%, C: 0.24%, Bi: 0.05%, containing P, Sn, Sb, Mo, Al, Mn as shown in Table 4 below, the slab consisting of the remaining Fe and inevitable impurities at a temperature of 1250 ° C.
  • the rolled sheet is decarbonized again for 60 seconds at annealing temperature of 870 ° C and dew point temperature of 60 ° C, followed by annealing temperature of noo ° c and 50 seconds in hydrogen, nitrogen mixed gas atmosphere with dew point temperature of 0 ° C. After that, pickling was carried out and rolling was performed at a reduction ratio of 6OT. After the final annealing, dehydrocarbon annealing was carried out in a humidified atmosphere of hydrogen and nitrogen at 900 ° C (dew point temperature 60 ° C) for 60 seconds in a mixed gas atmosphere, followed by heat treatment for 3 minutes in 100% by volume H2 atmosphere at 1100 ° C. It was.
  • the surface grain size of the hot rolled annealing plate according to each component, the goth grain fraction of the final electrical steel sheet and the magnetic properties of the final electrical steel sheet were measured and shown in Table 5 below.
  • Comparative Steel 1 0.2 0.03 0.015 0.02 0.003 0.03
  • Comparative Steel 2 0.03 0.01 0.015 0.02 0.003 0.03 Comparative Steel 3 0.03 0.03 0.05 0.02 0.003 0.03 Comparative Steel 4 0.03 0.03 0.015 0.01 0.003 0.03 Comparative Steel 5 0.03 0.03 0.015 0.02 0.01 0.03 Comparative Steel 6 0.03 0.03 0.015 0.02 0.003 0.1

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Abstract

본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 중량 %로, Si: 1.0 내지 4.0%, C: 0.002% 이하 (0%를 제외함) 및 Bi: 0.001 내지 0.1%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭]
방향성 전기강판 및 이의 제조방법
【기술분야】
방향성 전기강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
【발명의 배경이 되는 기술】
방향성 전기강판은 강판의 결정방위가 {110}<001>인 일명 고스 (Goss) 방위를 갖는 결정립들로 이루어진 압연방향의 자기적 특성이 뛰어난 연자성 재료이다.
이러한 방향성 전기강판은 슬라브 가열 후 열간 압연， 열연판 소둔， 넁간 압연을 통하여 통상 0. 15 내지 0.35 mm 의 최종두께로 압연된 다음, 1차 재결정 소둔과 2차 재결정 형성을 위하여 고온소둔을 거쳐 제조된다. 이때， 고온소둔시에는 승온율이 느릴수록 2차 재결정되는 Goss 방위의 집적도가 높아져 자성이 우수한 것으로 알려져 있다. 통상 방향성 전기강판의 고은소둔 중 승온율은 시간당 15°C 이하로써 승온으로만 2~3일이 소요될 뿐만 아니라 40시간 이상의 순화소둔이 필요하므로 에너지 소모가 심한 공정이라고 할 수 있다. 또한 현재의 최종 고온소둔 공정은 코일 상태에서 배치 (Batch)형태의 소둔을 실시하기 때문에 공정상의 다음과 같은 어려움이 발생하게 된다. 첫째， 코일상태에서의 열처리로 인한 코일의 외권부와 내권부 온도 편차가 발생하여 각 부분에서 동일한 열처리 패턴을 적용할 수 없어 외권부와 내권부의 자성편차가 발생한다. 둘째， 탈탄 소둔 후 MgO를 표면에 코팅하고 고온소둔 중 Base coat ing을 형성하는 과정에서 다양한 표면 결함이 발생하기 때문에 실수율을 떨어뜨리게 된다. 셋째， 탈탄 소둔이 끝난 탈탄판을 코일형태로 감은 후 고온소둔 후 다시 평탄화소둔을 거쳐 절연코팅을 하기 때문에 생산공정이 3단계로 나누어지게 됨으로써 실수율이 떨어지는 문제점이 발생한다.
[발명의 내용】 . ■
【해결하고자 하는 과제】
본 발명의 일 실시예에서는 방향성 전기강판 및 그 제조. 방법을 제공하고자 한다、 、 【과제의 해결 수단】
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 중량 % '로， Si : 1.0 내지 4.0%， C : 0.002% 이하 (0%를 제외함) 및 Bi : 0.001 내지 0. 1%를 포함하고， 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
Mn을 0.05 중량 ¾> 이하 (0 중량 %를 제외함)， A1을 0.01 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， S를 0.001 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 및 N을 0.001 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 더 포함할 수 밌다.
P을 0. 1 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， Mo을 0.05 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， Sn을 0. 1 증량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 및 Sb를 0.05 중량 % 이하 (0 중량 ¾»를 제외함) 더 포함할 수 있다:
결정립 직경이 20 내지 500 인 결정립의 부피 비율이 80% 이상일 수 있다.
강판의 판면에 대해서 오차 범위 15° 이하로 평행한 고스 결정립의 부피 비율이 80% 이상일 수 있다.
본 발명의 알 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은 중량 %로，
Si : 1.0 내지 4. 및 C : 0.01 내지 0.4¾를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판올 열연판 소둔하는 단계; 열연판 소둔이 완료된 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 체조하는 단계; 냉연판을 탈탄 소둔하는 단계; 및 탈탄 소둔이 완료된 전기강판을 최종 소둔하는 단계;를 포함하고，열연판 소둔하는 단계 후， 열연판 표층부의 평균 결정립 입경이 150 내지 250 일 수 있다.
슬라브는 Bi를 0.001 내지 0. 1 중량 % 더 포함할 수 있다.
슬라브는 Mn을 0.05 중량 ¾> 이하 (0 중량 ¾>를 제외함)， A1을 0.01 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， S를 0.001 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 및 N을
0.001 중량 % 이하 (0 중량 ¾>를 제외함) 더 포함할 수 있다.
P을 0. 1 중량 % 이하 (0 중량 ¾»를 제외함)， Mo을 0.05 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， Sn을 0. 1 중량 ¾ 이하 (0 중량 %를 제외함) 및 Sb를 0.05 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 더 포함할 수 있다.
슬라브를 가열하는 단계에서， 1100 내지 135CTC로 가열할 수 있다. 열연판 소둔하는 단계에서 탈탄과정을 포함할 수 있다.
열연판 소둔하는 단계는 850°C 내지 1000°C의 온도 및 50°C 내지 70°C의 이슬점 온도에서 소둔하는 열연판 소둔 제 1 단계 및 1000°C 내지 1200°C의 온도 및 0°C 이하의 이슬점 은도에서 소둔하는 열연판 소둔 제 2 단계를 포함할 수 있다. ,
열연판 소둔 제 1 단계를 10 내지 300초 동안 실시하고， 열연판 소둔 제 2 단계를 10 내지 180초 동안 실시할 수 있다.
넁연판을 제조하는 단계로부터 상기 최종 소둔하는 단계까지는 연속하여 이루어질 수 있다.
넁연판을 제조하는 단계 및 상기 탈탄 소둔하는 단계는 2회 이상 복수번 반복될 수 있다.
탈탄 소둔하는 단계는 850 °C 내지 100CTC의 온도 및 50°C 내지 70°C의 이술점 온도에서 소둔할 수 있다.
최종 소둔하는 단계는 850 °C 내지 1000 °C 및 이슬점 온도 7C C 이하에서 소둔을 실시하는 최종 소둔 제 1 단계 및 iooo°c 내지 i2(xrc의 온도 및 ¾ 50 부피 ¾ 이상의 분위기에서 실시하는 최종 소둔 제 2 단계를 포함할 수 있다.
최종 소둔 제 1 단계를 10 내지 180초 동안 실시하고， 최종 소둔 제 2 단계를 10 내지 600초 동안 실시할 수 있다.
【발명의 효과】
본 발명의 일 실시예에 의하면， 최종 소둔시 코일 상태에서 배치 (Batch)형태의 소둔을 실사하지 않고 연속적인 소둔을 실시할 수 있는 방향성 전기강판의 제조 방법을 제공할 수 있다.
또한， 단시간의 최종 소둔만으로도 자성이 우수한 방향성 전기강판을 생산할 수 있다.
또한， 냉연강판을 권취하는 공정이 필요 없다.
또한， 결정립 성장 억제제를 사용하지 않는 방향성 전기강판을 제공할 수 있다.
또한， 침질 소둔을 생략할 수 있어 안정적으로 자성이 우수한 방향성 전기강판을 생산할 수 있다. 【도면의 간단한 설명】
도 1은 실시예 2에서 Bi를 500ppm 함유하는 열연판을 열연판 소둔한 후에 결정립 분포를 분석한 결과이다.
도 2는 실시예 2에서 Bi를 함유하지 않는 열연판을 열연판 소둔한 후에 결정립 분포를 분석한 결과이다.
【발명을 실시하기 위한 구체적인 내용】
제 1， 제 2 및 게 3 등의 용어들은 다양한 부분， 성분， 영역， 층 및 /또는 섹션들을 설명하기 위해 사용되나 이들에 한정되지 않는다. 이들 용어들은 어느 부분， 성분， 영역， 층 또는 섹션을 다른 부분， 성분, 영역， 층 또는 섹션과 구별하기 위해서만 사용된다. 따라서， 이하에서 서술하는 제 1 부분, 성분， 영역， 층 또는 섹션은 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 게 2 부분， 성분， 영역， 층 또는 섹션으로 언급될 수 있다.
여기서 사용되는 전문 용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며， 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는" 의 의미는 특정 특성， 영역， 정수， 단계, 동작， 요소 및 /또는 성분을 구체화하며， 다른 특성， 영역， 정수， 단계， 동작, 요소 및 /또는 성분의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
어느 부분이 다른 부분의 "위에'' 또는 "상에" 있다고 언급하는 경우， 이는 바로 다른 부분의 위에 또는 상에 있을 수 있거나 그 사이에 다른 부분이 수반될 수 있다. 대조적으로 어느 부분이 다른 부분의 "바로 위에" 있다고 언급하는 경우， 그 사이에 다른 부분이 개재되지 않는다.
다르게 정의하지는 않았지만， 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어촐은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고， 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
또한， 특별히 언급하지 않는 한 %는 중량 %를 의미하며， lppm은 0.00이중량%이다.
이하， 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다. 기존의 방향성 전기강판 기술에서는 결정립성장 억제제로서 AIN, MnS 등과 같은 석출물을 사용하고 있으며， 모든 공정들이 석출물의 분포를 엄격하게 제어하고 2차 재결정된 강판 내에 잔류된 석출물이 제거되도록 하기 위한 조건들로 인해 공정조건들이 극히 제약되었다.
반면， 본 발명의 일 실시예에서는 결정립성장 억제제로서 AIN, MnS 등과 같은 석출물을 사용하지 아니하며 , 2차 재결정을 이용하지 않는다. 본 발명의 일 실시예에서는 Bi를 사용함으로써 열연판 소둔하는 단계에서 표층부 결정립을 효과적으로 성장시켜 Goss 결정립 분율을 늘이고， 자성이 우수한 전기강판을 얻을 수 있게 된다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판은 중량 %로， Si : 1.0 내지 4.0%, C : 0.002% 이하 (0%를 제외함) 및 Bi : 0.001 내지 0. 1%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 블순물을 포함한다.
이하에서는 각 성분에 대해 구체적으로 설명한다.
- 실리콘 (Si )는 전기강판의 자기이방성을 낮추고 비저항을 증가시켜 철손을 개선한다. Si 함량이 1.0 중량 % 미만인 경우에는 철손이 열위하게 되며， 4.0 증량 % 초과인 경우 취성이 증가한다. 따라서， 슬라브 및 최종 소둔 단계 이후 방향성 전기강판에서의 Si의 함량은 1.0 중량 % 내지 4.0 중량 % 일 수 있다.
탄소 (C)는 열연판 소둔， 넁연판 탈탄 소둔 및 최종 소둔 중에 표층부의 Goss 결정립이 중심부로 확산하기 위하여 중심부의 C가 표춤부로 빠져 나오는 과정이 필요하기 때문에 슬라브 중 C의 함량은 0.01 내지 0.4 중량 % 일 수 있다. 또한, 탈탄이 완료된 최종 소둔 단계 이후 방향성 전기강판에서의 탄소량은 0.0020 중량 ¾» 이하일 수 있다.
비스무스 (Bi )는 휘발성이 강한 편석원소로서 표층부에 위치할 경우 표면에서 휘발하게 되어 표층부의 결정립을 조대하게 만드는 특징이 있으며 이와는 반대로 강의 중심부에서는 결정립을 미세화시키는 효과가 있다.
0.001 중량 % 미만으로 포함할 경우， 그 효과가 미미할 수 있다. 반대로 0. 1 중량 % 초과하여 첨가시쎄는 표면 결정립 크기의 불균일성을 초래하므로 0.001 내지 0. 1 중량 %로 첨가하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에서， A1N , MnS 등의 석출물을 ¾정립 성장 억제제로서 사용하지 아니하므로, 망간 (Mn) , 알루미늄 (A1 ) , 질소 (N) 황 (S) 등 일반적인 방향성 전기강판에서 필수적으로 사용되는 원소는 불순물 범위로 관리된다. 즉， 불가피하게 Mn , Al , N , S 등을 더 포함하는 경우， Mn을 0.05 중량 % 이하， A1을 0.01 중량 % 이하， S를 0.001 중량 % 이하 및 N을 0.001 중량 % 이하로 '더 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 A1을 0.005 중량% 이하로 포함할 수 있다.
또한， P을 0. 1 중량 ¾» 이하 (0 중량 %를 제외함)， Mo을 0.05 중량 이하 (0 중량 %를 제외함)， Sn을 0. 1 중량 % 이하 (0 증량 %를 제외함) 및 Sb를 0.05 중량 % 이하 (0 중량 ¾>를 제외함) 더 포함할 수 있다.
인 (P)은 Goss 결정립 형성 촉진 원소이며, 과다 첨가시 Crack을 유발하며 결정립 성장을 방해할 수 있다. 구체적으로 P를 0. 001 내지 0. 1 중량 %포함할 수 있다.
몰리브덴 (Mo)은 열연판의 Goss 결정립 형성을 촉진하는 원소이다. 탈탄을 방해하지 않으나 과다 첨가 시 결정립 불균형이 발생할 수 있다. 구체적으로 Mo를 0.001 내지 0.05 중량 %포함할 수 있다.
주석 (Sn)은 Goss 결정립 형성 촉진 원소이며, 과다 첨가시 표면 편석으로 탈탄을 방해하여 결정성장을 방해할 수 있다. 구체적으로 Sn을 0.001 내지 0. 1 중량 % 포함할 수 있다.
안티몬 (Sb)는 Goss 결정립 형성 촉진 원소이며, 과다 첨가시 표면 편석으로 탈탄을 방해하여 결정성장을 방해할 수 있다. 구체적으로 Sb을 0.001 내지 0.05 중량 ¾>포함할 수 있다. 또한， 기타 불가피한 불순물로서， Ti , Mg , Ca 같은 성분들은 강중에서 산소와 반웅하여 산화물을 형성하게 되어 게제물로서 최종 제품의 자구 이동에 방해를 주어 자성열화의 원인이 될 수 있므로 강력 억제하는 것이 필요하다. 따라서 아들을 불가피하게 함유하는 경우， 각각의 성분별로
0.005 중량 % 이하로 관리할 수 있다.
전기강판쎄서， 결정립 직경이 20 내지 500 m인 결정립의 부피 비율이 80% 이상일 수 있다. 결정립 직경이 20 내지 500 인 결정립의 부피 비율이 80% 미만일 경우 결정립 성장이 층분하지 못하여 자성이 저하될 수 있다. 강판의 판면에 대해서 오차 범위 15° 이하로 평행한 고스 결정립의 부피 비율이 80% 이상일 수 있다. 고스 결정립의 부피 비율이 80% 미만일 경우 층분한 자성을 확보하지 못할 수 있다. 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법은 중량 %로，
Si : 1.0 내지 4.0% 및 C : 0.01 내지 0.4%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계; 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계; 열연판을 열연판 소둔하는 단계; 열연판 소둔이 완료된 열연판을 냉간압연하여 넁연판을 제조하는 단계 ; 넁연판을 탈탄 소둔하는 단계; 및 탈탄 소둔이 완료된 전기강판을 최종 소둔하는 단계 ;를 포함한다.
이하에서는 각 단계별로 방향성 전기강판의 제조방법을 구체적으로 설명한다.
먼저， 슬라브를 가열한다.
슬라브의 조성에 대해서는 전기강판의 조성과 관련하여 구체적으로 설명하였으므로, 중복되는 설명은 생략한다.
슬라브 가열 온도는 통상의 가열 온도보다 높은 1100 °c 내지 1350°C일 수 있다. 슬라브 가열시 온도가 높을 경우 열연 조직이 조대화되어 자성에 악영향을 미치게 되는 문제점이 있다. 그러나 본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조 방법은 슬라브 내의 탄소의 함량이 종래보다 많아 슬라브 가열 온도가 높더라도 열연 조직이 조대화 되지 않으며， 통상의 경우 보다 높은 온도에서 가열 함으로써， 열간 압연시 유리하다.
다음으로， 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조한다. 열간 압연 온도는 제한되지 않으며， 일 실시예로 950°C 이하에서 열연을 종료할 수 있다.
다음으로， 열연판을 열연판 소둔한다. 이 때， 열연판 소둔은 탈탄과정을 포함할 수 있다. 구체적으로 탈탄 소둔은 오스테나이트 단상영역 또는 페라이트 및 오스테나이트의 복합상이 존재하는 영역에서 이슬점 온도 50°C 내지 70°C에서 실시할 수 있다. 이 때， 온도범위는 850°C 내지 1000°C일 수 있다. 또한， 분위기는 수소 및 질소의 흔합가스 분위기일 수 있다. 또한， 탈탄 소둔시 탈탄량은 0.0300 중량 % 내지 0.0600 중량 % 일 수 있다. 더욱 구체적으로 탈탄 과정을 포함하기 위해 열연판 소둔하는 단계는 85o°c 내지 loocrc의 온도 및 5(rc 내지 7(rc의 이슬점 온도에서 소둔하는 열연판 소둔 제 1 단계 및 1000 °C 내지 1200 °c의 온도 및 o°c 아하의 이슬점 은도에서 소둔하는 열연판 소둔 제 2 단계를 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 열연판 소둔 제 1 단계를 10 내지 300초 동안 실시하고， 열연판 소둔 제 2 단계를 10 내지 180초 동안 실시할 수 있다.
탈탄 소둔 과정에서 열연판 표면의 결정립의 크기는 조대하게 성장 하게 되지만 전기강판의 내부의 결정립은 미세한 조직으로 남게된다. 이러한 탈탄 소둔 이후 표면부 페라이트 결정립의 크기는 150卿 내지 250 일 수 있다. 이 때 표층부 평균 결정립 입경을 전술한 범위로 조절함으로써， 최종적으로 제조되는 방향성 전기강판의 고스 결정립 분율을 높일 수 있고， 방향성 전기강판의 자성을 향상시킬 수 있다.
다음으로， 열연판 소둔이 완료된 열연판을 냉간압연하여 넁연판을 제조한다. 통상의 고자속밀도 방향성 전기강판의 제조 공정에 있어서 냉간 압연은 90%에 가까운 고압하율로 1회 실시하는 것이 효과적인 것으로 알려져 있다. 이것이 1차 재결정립 중 Goss 결정립만이 입자성장하기 유리한 환경을 만들어주기 때문이다.
그러나 본 발명의 일 실시예에 따른 방향성 전기강판의 제조방법은 Goss 방위 결정립의 비정상 압자 성장을 이용하지 않고 탈탄 소둔 및 넁간 압연에 의하여 발생한 표층부의 Goss 결정립을 내부 확산시키는 것이므로 표층부에서 Goss 방위 결정립을 다수 분포하도록 형성하는 것이 유리하다. 따라서， 넁간 압연시 압하율 50% 내지 70%에서 넁간 압연을 실시하는 경우 Goss 집합조직이 표층부에서 다수 형성 될 수 있다. 또는 55% 내지 65% 일 수 있다. . '
다음으로， 넁연판을 탈탄 소둔한다. 850 °C 내지 1000°C의 온도 및 50 °C 내지 70°C의 이슬점 온도에서 소둔할 수 있다.
또한 냉간 압연 및 탈탄 소둔 과정을 2회 이상 복수번 실시하면 Goss 집합조직이 표층부에서 다수 형성 될 수 있다.
다음으로, 탈탄 소둔이 완료된 전기강판을 최종 소둔한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 방향성 전기강판의 제조방법에서는 기존의 배치 (bat ch)방식과 달리 넁간 압연에 이어 연속으로 최종 소둔을 실시할 수 있다. 즉, 넁연판을 제조하는 단계로부터 최종 소둔하는 단계까지는 연속하여 이루어질 수 있다. 따라서 소둔 분리제를 도포할 필요가 없다.
최종 소둔하는 단계는 850 °C 내지 1000 °C 및 이슬점 온도 70 °C 이하에서 소둔을 실시하는 최종 소둔 제 1 단계 및 1000 °C 내지 1200 °C의 온도 및 ¾ 50 부피 % 이상의 분위기에서 실시하는 최종 소둔 제 2 단계를 포함할 수 있다. 더욱 구체적으로 최종 소둔 제 2단계는 ¾ 90 부피 % 이상의 분위기에서 실시할 수 있다.
전술한 것과 같이， 본 발명의 일 실시예에서는 결정립 성장 억제제로서， Bi편석을 사용할 수 있고， A1N 석출물을 사용하지 않는다. 따라서， AIN , MnS를 분해하여 제거하기 위한 순화 소둔의 부담이 경감된다. 이하에서는 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며， 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
중량 %로 Si : 3.23%， C : 0.25¾>를 함유하고 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로. 이루어진 슬라브를 1250 °C의 온도에서 가열한 다음 1.6匪 두께로 열간압연하였다. 이어 소둔온도 870 °C , 이슬점 온도 60 °C 에서 120초간 소둔 후， 이슬점 온도 0°C이하 수소， 질소 흔합가스 분위기에서 소둔온도 iioo°c 및 하기 표 1에 정리된 시간 동안 열연판 소둔을 실시하고 냉각한 후 산세를 실시하고， 60%의 압하율로 냉간압연하였다. 넁간 압연된 넁연판은 다시 소둔온도 870°C , 이슬점 온도 60°C 에서 60초간 소둔 후， 이슬점 온도 0°C의 수소, 질소 흔합가스 분위기에서 소둔온도 1 XTC 및 50초간 탈탄 소둔을 실시하고 넁각한 후 산세를 실시하고, 60%의 압하율로 넁간압연하였다.
이후 최종 소둔시에는 900°C의 온도에서 수소， 질소의 습윤 (이슬점 온도 60°C ) 흔합가스 분위기에서 60초간 탈탄 소둔을 실시한 후 105CTC의 100부피 ¾> ¾ 분위기에서 3분 동안 열처리를 실시하였다. 열연판 소둔시의 liorc에서의 소둔시간과 열연판 소둔 후의 표층부의 결정립의 지름， 최종 .전기강판의 고스 결정립 분율 및 최종 전기강판의 자기적 특성을 측정하여 하기 표 1에 나타내었다.
【표 11
Figure imgf000011_0001
표 1 에서 나타난 바와 같이, 열연판 소둔시 이슬점 온도 o°c이하， 소둔온도 1100 °c에서의 소둔시간이 길어질수록 표층부 결정립이 성장하여 Goss 분율 및 자성이 우수한 것을 알 수 있다. 그러나 소둔시간이 적정값보다 길어지게 된다면 내부의 결정립이 성장하게 되어 넁간압연 후의 탈탄 소둔시 조직이 불균일하게 되고， 최종 자성이 열위한 원인이 되게 된다.
실시예 2
중량 %로 Si : 3.22%， C : 0.245% , Bi를 하기 표 2와 같이 함유하고 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1250°C의 온도에서 가열한 다음 1.6mm 두께로 열간압연하고， 이어 소둔온도 870°C , 이슬점 온도 60°C 에서 120초간 소둔 후， 이슬점 온도 0°C이하 수소， 질소 흔합가스 분위기에서 소둔온도 noo°c 및 30초간 열연판 소둔을 실시하고 넁각한 후 산세를 실시하고， 60%의 압하율로 냉간압연하였다.
냉간 압연된 판은 다시 소둔온도 87( C , 이슬점 온도 60°C 에서 60초간 탈탄소둔 후， 이슬점 온도 0°C의 수소， 질소 흔합가스 분위기에서 소둔온도 nocrc 및 50초간 소둔을 실시하고 냉각한 후 산세를 실시하고,
60%의 압하율로 넁간압연하였다.
. 이후 최종 소둔시에는 9(xrc의 은도에서 수소， 질소의 습윤 (이슬점 은도 60°C ) 흔합가스 분위기에서 60초간 탈탄 소둔을 실시한 후 105CTC의 100 부피 % ¾ 분위기에서 3분 동안 열처리를 실시하였다. 열연판 소둔시의 Bi 함량과 열연판 소둔 후의 표층부의 결정립의 지름， 최종 전기강판의 고스 결정립 분율 및 최종 전기강판의 자기적 특성을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
【표 2】
Figure imgf000012_0001
표 2에서 나타난 바와 같이， Bi을 결정립 성장 억제제로 사용하여 열연판 소둔 후 표층부 결정립 입경을 적절히 조절할 수 있으며， Goss 분율 및 자성이 우수한 것을 알 수 있다.
실시예 3
중량 %로 Si : 3. 19%， C : 0.24 , Bi : 0.0¾를 함유하고 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1250°C의 온도에서 가열한 다음 1.6隱 두께로 열간압연하고， 이어 소둔온도 870°C , 이슬점 온도 60°C 에서 120초간 소둔 후， 수소， 이슬점 온도 0°C이하 수소， 질소 흔합가스 분위기에서 소둔온도 liocrc 및 하기 표 3에 기재된 시간 동안 열연판 소둔을 실시하고 넁각한 후 산세를 실시하고， 60%의 압하율로 넁간압연하였다.
냉간 압연된 판은 다시 소둔온도 870°C , 이슬점 은도 60°C 에서
60초간 탈탄소둔 후， 이슬점 온도 0°C의 수소， 질소 흔합가스 분위기에서 소둔온도 1100 °C 및 50초간 소둔을 실시하고 냉각한 후 산세를 실시하고， 60 »의 압하율로 넁간압연하였다.
이후 최종 소둔시에는 900°C의 온도에서 수소， 질소의 습윤 (이슬점 온도 60°C ) 흔합가스 분위기에서 60초간 탈탄 소둔을 실시한 후 105CTC의 100 부피 % ¾ 분위기에서 3분 동안 열처리를 실시하였다. 열연판 소둔시의 liocrc에서의 소둔시간과 열연판 소둔 후의 표충부의 결정립의 지름， 최종 전기강판의 고스 결정립 분율 및 최종 전기강판의 자기적 특성을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
【표 3】
Figure imgf000013_0001
표 3 에서 나타난 바와 같이， 열연판 소둔시 이슬점 온도 0 °C이하， 소둔온도 iioo°c에서의 소둔시간이 길어질수록 표층부 결정립이 성장하여
Goss 분율 및 자성이 우수한 것을 알 수 있다. 그러나 소둔시간이 적정값보다 길어지게 된다면 내부의 결정립이 성장하게 되어 냉간압연 후의 탈탄 소둔시 조직이 불균일하게 되고， 최종 자성이 열위한 원인이 되게 된다. 실시예 4
중량 %로 Si :3. 19%, C : 0.24%, Bi : 0.05%를 함유하고， P , Sn , Sb , Mo , Al , Mn을 하기 표 4와 같이 포함하고 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 1250 °C의 온도에서 가열한 다음 1.6隱 두께로 열간압연하고, 이어 소둔온도 870°C , 이슬점 온도 60°C 에서 120초간 소둔 후， 수소ᅳ 이슬점 온도 0°C이하 수소， 질소 흔합가스 분위기에서 소둔은도 1100 °C , 120초간 열연판 소둔을 실시하고 냅각한 후 산세를 실시하고， 60%의 압하율로 넁간압연하였다. 넁간 압연된 판은 다시 소둔온도 870°C , 이슬점 온도 60°C 에서 60초간 탈탄소둔 후， 이슬점 온도 0°C의 수소， 질소 흔합가스 분위기에서 소둔온도 noo°c 및 50초간 소둔을 실시하고 넁각한 후 산세를 실시하고， 6OT의 압하율로 넁간압연하였다. 이후 최종 소둔시에는 900°C의 온도에서 수소， 질소의 습윤 (이슬점 온도 60°C ) 흔합가스 분위기에서 60초간 탈탄 소둔을 실시한 후 1100 °C의 100 부피 % H2 분위기에서 3분 동안 열처리를 실시하였다. 각 성분에 따른 열연 소둔판의 표면 결정립 크기， 최종 전기강판의 고스 결정립 분율 및 최종 전기강판의 자기적 특성을 측정하여 하기 표 5에 나타내었다.
【표 4】
P Sn Sb Mo A1 Mn 강종
(중량 %) (중량 "¾) (증량 %) (증량 (증량 <¾) (증량 %) 발명강 1 0.03 0.03 0.015 0.02 0.003 0.03
발명강 2 0. 1 0.03 0.015 0.02 0.003 0.03
발명강 3 0.03 0.07 0.015 0.02 0.003 0.03
발명강 4 0.03 0.03 0.03 0.02 0.003 0.03
¾명강 5 0.03 0.03 0.015 0.05 0.003 0.03
발명강 6 0.03 0.03 0.015 0.02 0.005 0.03
발명강 7 0.03 0.03 0.015 0.02 0.003 0.05
비교강 1 0.2 0.03 0.015 0.02 0.003 0.03
비교강 2 0.03 0. 1 0.015 0.02 0.003 0.03 비교강 3 0.03 0.03 0.05 0.02 0.003 0.03 비교강 4 0.03 0.03 0.015 0. 1 0.003 0.03 비교강 5 0.03 0.03 0.015 0.02 0.01 0.03 비교강 6 0.03 0.03 0.015 0.02 0.003 0. 1
【표 5】
3∑츠ᄇ
ᄋ丁 Goss
Figure imgf000015_0001
강종 결정립 결정립
( tesl a)
입경 o™) 분율 (%)
발명강 1 198 92 1.91 0.98
발명강 2 187 91 1：9 0.99
발명강 3 167 93 1.92 1
발명강 4 156 91 1.91 0.98
발명강 5 199 90 1.92 0.97
발명강 6 210 89 1.89 1.01
발명강 7 177 89 1.89 1.01
비교강 1 115 77 1.81 1.23
비교강 2 122 78 1.8 1.31
비교강 3 98 71 1.75 1.51
비교강 4 133 71 . 1.77 1.41
비교강 5 188 60 1.69 - 1.77
비교강 6 154 82 1.84 1. 15
3Γ 4 , 표 5에서 나타난 바와 같이， P , Sn , Sb , Mo 등의 적절한 범위에서 추가로 포함할 시， 자성을 향상시키는 효과를 얻을 수 있음을 확인할 수 있다. Al , Mn의 경우, 산화도가 높아 다량 포함하게 될 경우 자성에 유해한 방위의 결정립을 형성하게 되어， 자성에 악영향을 미치는 것올 확 ¾할 수 있다. 본 발명은 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며， 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다.

Claims

【청구범위】
【청구항 1】
중량 %로， Si : 1.0 내지 4.0%, C : 0.002% 이하 (0%를 제외함) 및 Bi： 0.001 내지 0. 1%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 방향성 전기강판.
[청구항 2】
제 1항에 있어서，
Mn을 0.05 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， A1을 0.01 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， S를 0.001 증량 % 이하 (0 중량 ¾>를 제외함) 및 N을 0.001 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 3】
게 1항에 있어서，
P을 0. 1 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， Mo을 0.05 증량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) , Sn을 0. 1 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 및 Sb를 0.05 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 더 포함하는 방향성 전기강판.
【청구항 4】
제 1항에 있어서，
결정립 직경이 20 내지 500i/m인 결정립의 부피 비율이 80% 이상인 방향성 전기강판.
【청구항 5】
게 1항에 있어서， ᅳ
강판의 판면에 대해서 오차 범위 15° 이하로 평행한 고스 결정립의 부피 비율이 8 이상인 방향성 전기강판.
【청구항 6】
중량 ¾>로， Si : 1.0 내지 4.0% 및 C : 0.01 내지 0.4%를 포함하고， 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하여 열연판을 제조하는 단계;
상기 열연판을 열연판 소둔하는 단계;
열연판 소둔이 완료된 열연판을 넁간압연하여 냉연판을 제조하는 단계; 상기 넁연판을 탈탄 소둔하는 단계 ; 및
탈탄 소둔이 완료된 전기강판을 최종 소둔하는 단계;
를 포함하고，
상기 열연판 소둔하는 단계 후， 열연판 표층부의 평균 결정립 입경이 150 내지 250卿인 방향성 전기강판의 제조방법 .
[청구항 7】
제 6항에 있어서，
상기 슬라브는 Bi를 0.001 내지 0. 1 중량 % 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조방법.
【창구항 8】
제 6항에 있어서，
상기 슬라브는 Mn을 0.05 중량 % 이하 (0 중량 ¾를 제외함)， A1을 0.01 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， S를 0.001 중량 % 이하 (0 중량 ¾>를 제외함) 및 N을 0.001 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조방법.
[청구항 9】
제 6항에 있어서，
상기 슬라브는 P을 0. 1 증량 % ᅵ이하 (0 중량 %를 제외함)， Mo을 0.05 증량 % 이하 (0 중량 %를 제외함)， Sn을 0. 1 중량 % 이하 (0 중량 ¾>를 제외함) 및 Sb를 0.05 중량 % 이하 (0 중량 %를 제외함) 더 포함하는 방향성 전기강판의 제조방법.
【청구항 10】
거 16항에 있어서,
상기 슬라브를 가열하는 단계에서， 1100 내지 135CTC로 가열하는 방향성 전기강판의 제조방법.
【청구항 11】
거 16항에 있어서，
상기 열연판 소둔하는 단계에서 탈탄과정을 포함하는 방향성 전기강판의 제조방법 .
【청구항 12】 ' 제 6항에 있어서，
상기 열연판 소둔하는 단계는 850 °C 내지 1000 °C의 온도 및 50°C 내지 7(rc의 이슬점 온도에서 소둔하는 열연판 소둔 제 1 단계 및 loocrc 내지 12001의 온도 및 0 °C 이하의 이슬점 온도에서 소둔하는 열연판 소둔 제 2 .단계를 포함하는 방향성 전기강관의 제조방법 .
【청구항 13]
제 12항에 있어서，
상기 열연판 소둔 제 1 단계를 10 내지 300초 동안 실시하고， 상기 열연판 소둔 제 2 단계를 10 내지 180초 동안 실시하는 방향성 전기강판의 제조방법.
[청구항 14】
게 6항에 있어서，
상기 넁연판을 제조하는 단계로부터 상기 최종 소둔하는 단계까지는 연속하여 이루어지는 방향성 전기강판의 제조방법 .
[청구항 15】
제 6항에 있어서， ' 상기 냉연판을 제조하는 단계 및 상기 탈탄 소둔하는 단계는 2회 이상 복수번 반복되는 방향성 전기강판의 제조방법
【청구항 16】
게 6항에 있어서，
상기 탈탄 소둔하는 단계는 850 °C 내지 lOCXTC의 온도 및 50 °C 내지 70°C의 이슬점 온도에서 소둔하는 방향성 전기강판의 제조방법.
【청구항 17】
제 12항에 있어서，
상기 최종 소둔하는 단계는 850 °C 내지 1000 °C의 온도 및 70 X： 이하의 이슬점 은도에서 소둔을 실시하는 최종 소둔 제 1 단계 및 1000 °C 내지 1200°C의 온도 및 ¾ 50 부피 % 이상의 분위기에서 실시하는 최종 소둔 제 2 단계를 포함하는 방향성 전기강판의 제조방법 .
【청구항 18】
제 17항에 있어서, 상기 최종 소둔 제 1 단계를 10 내지 180초 동안 실시하고， 상기 최종 소둔 제 2 단계를 10 내지 600초 동안 실시하는 방¥ 전기강판의 제조방법.
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102088405B1 (ko) * 2017-12-26 2020-03-12 주식회사 포스코 방향성 전기강판 제조방법
KR102020276B1 (ko) * 2017-12-26 2019-09-10 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그의 제조방법
KR102271299B1 (ko) * 2019-12-19 2021-06-29 주식회사 포스코 이방향성 전기강판 및 그의 제조방법
CN113186381B (zh) * 2021-03-19 2023-03-03 首钢智新迁安电磁材料有限公司 一种中频用取向硅钢极薄带及其钢基板的制备方法
CN114480968A (zh) * 2022-01-14 2022-05-13 山西雷麦电子科技有限公司 一种低矫顽力的软磁合金薄带材料及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08269571A (ja) * 1995-03-28 1996-10-15 Nippon Steel Corp 一方向性電磁鋼帯の製造方法
KR19990088281A (ko) * 1998-05-15 1999-12-27 에모또 간지 자기특성이우수한방향성전자강판및그제조방법
JP2003247051A (ja) * 2002-02-20 2003-09-05 Jfe Steel Kk ベンド特性に優れる方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR20120120455A (ko) * 2010-03-12 2012-11-01 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판의 제조 방법
KR20140084893A (ko) * 2012-12-27 2014-07-07 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5518511A (en) * 1978-07-21 1980-02-08 Nippon Steel Corp Manufacture of unidirectional electrical steel sheet
JP3386742B2 (ja) * 1998-05-15 2003-03-17 川崎製鉄株式会社 磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法
EP1279747B1 (en) * 2001-07-24 2013-11-27 JFE Steel Corporation A method of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets
JP4123744B2 (ja) * 2001-07-24 2008-07-23 Ｊｆｅスチール株式会社 下地被膜を有しない方向性電磁鋼板の製造方法
JP4258166B2 (ja) * 2002-04-09 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4241226B2 (ja) * 2003-07-04 2009-03-18 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5251221B2 (ja) * 2008-04-08 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 高剛性鋼板およびその製造方法
CN102443736B (zh) * 2010-09-30 2013-09-04 宝山钢铁股份有限公司 一种高磁通密度取向硅钢产品的生产方法
KR101223115B1 (ko) * 2010-12-23 2013-01-17 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
KR101351957B1 (ko) * 2011-11-22 2014-01-22 주식회사 포스코 자성이 우수한 방향성 전기강판 및 이의 제조방법
JP5854236B2 (ja) * 2013-03-06 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
KR101594601B1 (ko) * 2013-12-23 2016-02-16 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN104726796A (zh) * 2013-12-23 2015-06-24 Posco公司 取向电工钢板及其制造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08269571A (ja) * 1995-03-28 1996-10-15 Nippon Steel Corp 一方向性電磁鋼帯の製造方法
KR19990088281A (ko) * 1998-05-15 1999-12-27 에모또 간지 자기특성이우수한방향성전자강판및그제조방법
JP2003247051A (ja) * 2002-02-20 2003-09-05 Jfe Steel Kk ベンド特性に優れる方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR20120120455A (ko) * 2010-03-12 2012-11-01 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 방향성 전기 강판의 제조 방법
KR20140084893A (ko) * 2012-12-27 2014-07-07 주식회사 포스코 방향성 전기강판 및 그 제조방법

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